Металлы, 2024, № 5

М Е Т А Л Л Ы
н а у ч н о - т е х н и ч е с к и й  ж у р н а л
Учредители: Российская академия наук,
Федеральное государственное бюджетное учреждение науки (ФГБУН)
Институт металлургии и материаловедения
им. А.А. Байкова РАН
Р Е Д А К Ц И О Н Н А Я   К О Л Л Е Г И Я
Главный редактор акад. РАН К.В. ГРИГОРОВИЧ, ИМЕТ РАН (металлургия, металловедение),
акад. РАН О.А. БАННЫХ, ИМЕТ РАН (председатель редакционного совета, металловедение, термическая обработка сплавов),
докт.техн.наук М.В. КОСТИНА, ИМЕТ РАН (зам. гл. редактора, металловедение, термическая обработка сплавов),
докт.техн.наук В.С. ЮСУПОВ, ИМЕТ РАН (зам. гл. редактора, пластическая деформация металлических материалов),
канд.техн.наук О.А. КОМОЛОВА, ИМЕТ РАН (отв. секретарь, металлургия, математическое моделирование),
член-корр. РАН М.И. АЛЫМОВ, ИСМАН РАН (порошковая металлургия, наноматериалы),
докт.техн.наук, проф. С.Я. БЕЦОФЕН, МАИ (металловедение, физика металлов),
докт.техн.наук В.М. БЛИНОВ, ИМЕТ РАН (металловедение, термическая обработка черных металлов),
докт.техн.наук Е.В. БОГАТЫРЕВА, НИТУ МИСиС (цветная металлургия, гидрометаллургия),
докт.физ.-мат.наук, проф. Г.Г. БОНДАРЕНКО, НИУ ВШЭ (физика металлов, материалы для атомной энергетики),
докт.техн.наук, проф. С.В. ДОБАТКИН, ИМЕТ РАН (металловедение, термическая обработка цветных металлов),
докт.техн.наук А.В. ДУБ, АО «Наука и инновации» (материаловедение, обработка металлов давлением),
докт.техн.наук, проф. Е.Е. ЗОРИН, МПУ (методы неразрушающего контроля),
докт.техн.наук, проф. А.А. КАЗАКОВ, СПбПУ им. Петра Великого (металловедение, термическая обработка сплавов),
член-корр. РАН М.И. КАРПОВ, ИФТТ (физика металлов, пластическая деформация),
член-корр. РАН А.Г. КОЛМАКОВ, ИМЕТ РАН (материаловедение, физика металлов),
акад. РАН Л.И. ЛЕОНТЬЕВ, ИМЕТ РАН (металлургия),
докт.физ.-мат.наук, проф. А.Е. ЛИГАЧЕВ, ИОФ РАН им. А.Н. Прохорова (металловедение, термическая обработка сплавов),
докт.хим.наук А.Г. ПАДАЛКО, ИМЕТ РАН (физикохимия баротермической обработки материалов),
докт.техн.наук К.Б. ПОВАРОВА, ИМЕТ РАН (сплавы тугоплавких металлов, интерметаллические соединения),
акад. РАН А.И. РУДСКОЙ, СПбПУ (аддитивные технологии, обработка металлов давлением),
докт.техн.наук, проф. С.В. СКВОРЦОВА, МАИ (металловедение, термическая обработка сплавов),
докт.техн.наук, проф. Е.И. ХЛУСОВА, ГНЦ ФГУП ЦНИИ «Прометей» (металловедение, термическая обработка сплавов),
докт.техн.наук, проф. В.Ф. ШАМРАЙ, ИМЕТ РАН (кристаллохимия),
докт.техн.наук А.Е. ШЕЛЕСТ, ИМЕТ РАН (обработка металлов давлением)
Зав. редакцией  Л.А.Левченкова
Почтовый адрес редакции журнала „Металлы“:
119334, Москва, Ленинский проспект, 49
Тел. 8 (499) 135-96-78
E-mail: eliz@imet.ac.ru   www.imet.ac.ru/metally

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК
ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ БЮДЖЕТНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ НАУКИ (ФГБУН)
ИНСТИТУТ МЕТАЛЛУРГИИ И МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЯ им. А.А. БАЙКОВА РАН
М Е Т А Л Л Ы
Журнал основан
в январе 1959 года.
Выходит 6 раз в год
Москва • „ЭЛИЗ“
№5
СЕНТЯБРЬ—ОКТЯБРЬ • 2024
С О Д Е Р Ж А Н И Е
прочность и механизмы разрушения образцов 
стали 10ХСНД  после термической обработки и 
онтролируемой прокатки.
.................................51
Шалаевский Д.Л. Исследование влияния технологических факторов при непрерывной горячей 
прокатке на плоскостность тонких стальных 
листов с целью повышения их качества.............62
Гнесин Б.А., Карпов М.И., Аристова И.М., Гнесин 
И.Б., Постнова Е.Ю., Абросимова Г.Е. Карбиды в низколегированных сплавах молибдена и .
возможность их термической обработки ............69
Волченкова В.А., Насакина Е.О., Сударчикова 
М.А., Морозова Я.А., Тихомиров Н.Е., Конушкин С.В., Тарнопольская М.Е., Казенас Е.К., 
Севостьянов М.А., Колмаков А.Г. Аналитическое обеспечение исследований коррозионной 
стойкости композиционных материалов биомедицинского назначения....................................81
Бодрова Л.Е., Шубин А.Б., Гойда Э.Ю., Федорова 
О.М. Влияние кобальта на структуру и механические свойства композитов WC-Cu, полученных 
в условиях вибрации.
.......................................88
Орлов В.М., Прохорова Т.Ю. Влияние условий термической обработки на изменение пористой структуры кальциетермических порошков тантала.
....... 96
Лукьянова Е.А., Тарытина И.Е., Рыбальченко О.В., 
Мартыненко Н.С., Рыбальченко Г.В., Темралиева Д.Р., Пенкина Т.Н., Добаткина Т.В., Добаткин С.В.  Влияние добавок цинка и скандия на 
свойства сплава Mg-Y-Gd-Sm-Zr.
......................... 3
Гордеева М.И., Бецофен С.Я.,  Шалин А.В.,  Ву 
Р.,  Оглодкова Ю.С.,  Максименко Е.И., Прокопенко Д.А. Фазовый состав,
 текстура и анизотропия механических свойств сплавов В-1480 
и В-1481.........................................................18
Анучкин С.Н., Александров А.А., Каневский А.Г., 
Румянцева С.Б., Григорович К.В., Съемщиков 
Н.С. Взаимодействие огнеупорной керамики на 
основе Al2O3 с железоуглеродистым  расплавом .
.... 28
Винтайкин Б.Е., Шелковников А.О., Cмирнов А.Е., 
Севальнёв Г.С. Изменение фазового состояния 
приповерхностной области стали 95Х18 при 
комбинированной вакуумной химико-термической обработке............................................... 37
Ахметов А.С., Засыпкин М.А., Дюсенбеков К., Лопатин В.Ю., Еремеева Ж.В. Эффект улучшения 
формуемости распыленного порошка быстрорежущей стали при введении твердых дисперсных 
частиц.
...........................................................45
Ботвина Л.Р., Тютин М.Р., Демина Ю.А., Белецкий Е.Н., Просвирнин Д.В., Куницын Г.А., Нижельский Д.В. Трещиностойкость, циклическая 
©	 Российская академия наук,	
Федеральное государственное бюджетное учреждение науки (ФГБУН)	
Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН. 2024 г.
©	 ООО НПП „ЭЛИЗ“. 2024 г.

М Е Т А Л Л Ы ,  №5 • 2 0 2 4
c. 3—17
DOI: 10.31857/S086957332405317
УДК 669.721859864.5:539.27
ВЛИЯНИЕ ДОБАВОК ЦИНКА И СКАНДИЯ
НА СВОЙСТВА СПЛАВА Mg-Y-Gd-Sm-Zr
1
©2024 г.      Е.А. Лукьянова1*, И.Е. Тарытина1*, О.В. Рыбальченко1*,
Н.С. Мартыненко1*, Г.В. Рыбальченко2*, Д.Р. Темралиева1*,
Т.Н. Пенкина1*, Т.В. Добаткина1*, С.В. Добаткин1*
1*ФГБУН Институт металлургии и материаловедения
им. А.А. Байкова (ИМЕТ) РАН, Москва
E-mail: helenelukyanova@gmail.com
2*ФГБУН Физический институт им. П.Н. Лебедева РАН, Москва
Поступила в редакцию 15 апреля 2024 г.
После доработки 4 июня 2024 г. принята к публикации 7 июня 2024 г.
Исследовано влияние добавок раздельно цинка (до 1 мас.%), скандия (до 2 мас.%) и совместно цинка и скандия на структуру и механические свойства магниевого сплава ИМВ7-1 системы
Mg-Y-Gd-Zr, содержащего 2 мас.% Sm. Изучена кинетика распада пересыщенного твердого раствора на основе магния в процессе старения при 175, 200, 225 и 250 C. Установлено, что при введении цинка в структуре образуется пластинчатая фаза, соответствующая тройному соединению
магния, редкоземельных металлов и цинка, тогда как в случае введения скандия он только растворяется в магниевом твердом растворе. Добавка цинка приводит к необходимости снижения температуры обработки на твердый раствор, а скандий ее повышает. Сплавы с добавками совместно
цинка и скандия упрочняются при старении, при этом цинк способствует упрочнению при более
низких температурах старения, а скандий — при более высоких. Цинк и скандий повышают устойчивость магниевого твердого раствора и приводят к замедлению его распада при старении.
Ключевые слова: магниевые сплавы; редкоземельные металлы; распад твердого раствора;
механические свойства.
Магниевые сплавы — одни из наиболее
перспективных конструкционных материалов с превосходной удельной прочностью,
низкой плотностью и возможностью энергопоглощения. Использование изделий из магниевых сплавов позволяет увеличить весовую эффективность, снизить расход топлива
и улучшить динамические характеристики
транспортных средств, особенно в автомобильной, авиационной и космической отраслях [1—6]. Ожидается, что потребность в
применении магниевых сплавов продолжит
расти, поэтому важны исследования и разработки, направленные на улучшение их
свойств и производственных технологий.
Высокие прочностные свойства магниевых
сплавов, в том числе при повышенных температурах, могут быть обеспечены легированием магия редкоземельными металлами
(РЗМ) [5]. В настоящее время большое внимание уделяется исследованию магниевых
сплавов с иттрием и гадолинием [7—17], при
добавке которых достигается наилучший
комплекс свойств. Одним из сплавов системы Mg-Y-Gd-Zr, который был разработан в
ИМЕТ РАН совместно с ВИЛС и ВИАМ (Всероссийские научно-исследовательские институты легких сплавов и авиационных материалов соответственно), является высокопрочный сплав ИМВ7-1, содержащий2 5,0—
6,5% Y, 3,5—5,5% Gd и 0,15—0,7% Zr [18].
Однако для дальнейшего улучшения свойств
сплавов, технологии их обработки и снижения содержания дорогостоящих иттрия и
гадолиния следует считать целесообразным
2Здесь и далее в статье содержание элементов в
мас.%.
1Работа выполнена в соответствии с государственным заданием № 075-00320-24-00. Исследование распределения элементного состава образцов выполнено с
использованием оборудования Центра коллективного
пользования ФИАН «Центр по исследованию высокотемпературных сверхпроводников и других сильнокоррелированных электронных систем»
3

вые сплавы, содержащие РЗМ [42—44]. Скандий входит в состав разработанных сплавов
ИМВ5, ИМВ5-1 [45].
Материалы и методы исследования. В
качестве основного выбран сплав типа
ИМВ7-1 с добавкой самария номинального
состава Mg-5%Y-5%Gd-2%Sm-0,5%Zr, в котором содержание РЗМ находится в пределах их совместной максимальной растворимости в магниевом твердом растворе [24].
На выбранный сплав рассматривалось влияние раздельных добавок 0,5 и 1% Zn, 1 и
2% Sc, а также их совместной добавки, содержащей 1%Zn + 1%Sc.
Выплавку сплавов осуществляли в электрической печи сопротивления в железном
тигле в защитной среде из смеси N2 + SF6
для предотвращения возгорания расплава. В
качестве шихтовых материалов использовали магний Мг96 (>99,96% Mg), иттрий ИтМ-1
(>99,83% Y), гадолиний ГдМ-1 (>99,85% Gd),
самарий СмМ-1(>99,83% Sm), скандий СкМ-1
(>99,99% Sc), цинк Ц0 (99,975% Zn). В расплав РЗМ вводили в виде предварительно
выплавленных лигатур: Mg-28,5%Y, Mg39,2%Gd, Mg-36,4%Sm, Mg-9,3%Sc; цинк —
в чистом виде; цирконий — в виде промышленной лигатуры Mg-9,6%Zr. Отливки получали в стальной изложнице диаметром 36
мм, которую предварительно перед заполнением расплавом нагревали до 350 С.
Химический анализ отливок выполняли
на оптическом эмиссионном спектрометре
с индуктивно-связанной плазмой Plasma
3500 (NCS Testing Technology Co., Ltd, Пекин, Китай). Для растворения образцов использовали смесь соляной и азотной кислот
в соотношении 1:3. Номинальный и фактический (по химическому анализу) составы
сплавов представлены в табл. 1.
использование и других РЗМ в качестве дополнительных легирующих элементов. Для
сплава ИМВ7-1 такой добавкой может стать
самарий. Самарий хорошо упрочняет магний
[19, 20], сокращает длительность упрочняющей термической обработки (ТО) старением
сплава ИМВ7-1 [21, 22] и имеет меньшую,
чем у иттрия и гадолиния, максимальную в
нем растворимость [5], что позволяет использовать его в малых количествах. Исследованиями системы Mg-Y-Gd-Sm, ее фазовых равновесий [23, 24] и свойств сплавов на ее основе доказана целесообразность введения в
сплав ИМВ7-1 добавки самария до 2%.
Настоящее исследование проводилось с
целью изучения действия дополнительных
легирующих элементов на сплав системы
Mg-Y-Gd-Sm-Zr, отличных от тех, что входят
в его состав, по их влиянию на прочностные
свойства сплава и характер его упрочнения
при ТО. В качестве дополнительных элементов рассматривались цинк и скандий. Цинк
— одна из наиболее распространенных легирующих добавок, которая совместно с РЗМ
может обеспечивать высокие механические
свойства магниевых сплавов в результате
образования упорядоченной фазы с длинным
периодом упаковки атомов (LPSO) [25—33].
К настоящему времени проведено большое
число исследований иттриево-гадолиниевых
сплавов с цинком Mg-Y-Gd-Zn-(Zr) [29—35],
также известны работы по сплавам с совместным содержанием самария, иттрия и цинка — Mg-Y-Sm-Zn-Zr [36—38], самария, гадолиния и цинка — Mg-Gd-Sm-Zn-Zr [39, 40].
Цинк входит в состав ранее разработанных
высокопрочных сплавов ИМВ10, ВМД16.
Влияние добавки скандия изучено мало.
Скандий снижает скорость коррозии [41], а
в сочетании с марганцем упрочняет магниеТаблица 1
Химический состав сплавов Mg-Y-Gd-Sm-Zr с добавками цинка и скандия:
в числителе состав по шихте; в знаменателе состав по химическому анализу
.
п
.
п
№
%
.
с
а
м
,
а
т
н
е
м
е
л
э
е
и
н
а
ж
р
е
д
о
С
Y
d
G
m
S
n
Z
c
S
r
Z
1
9
1
,
4
/
5
2
4
,
4
/
5
1
0
,
2
/
2
—
/
—
—
/
—
3
3
,
0
/
1
2
4
7
,
4
/
5
2
5
,
4
/
5
1
1
,
2
/
2
9
5
,
0
/
5
,
0
—
/
—
4
8
,
0
/
1
3
2
0
,
5
/
5
4
4
,
4
/
5
8
9
,
1
/
2
0
0
,
1
/
1
—
/
—
7
0
,
1
/
1
4
5
8
,
4
/
5
0
5
,
4
/
5
8
7
,
1
/
2
—
/
—
9
1
,
1
/
1
1
9
,
0
/
1
5
0
9
,
4
/
5
5
4
,
4
/
5
0
8
,
1
/
2
—
/
—
9
0
,
2
/
2
2
7
,
0
/
1
6
6
0
,
5
/
5
1
3
,
4
/
5
2
2
,
2
/
2
8
0
,
1
/
1
4
3
,
1
/
1
4
8
,
0
/
1
4
„Металлы“. № 5. 2024 г.

стью до 216 ч. Твердость определяли по методу Бринелля (ГОСТ 9012—59) на твердомере ИТ 5010-01М (ООО «НТ» ЗИП, Иваново, Россия) под нагрузкой 612,9 Н (62,5 кгс)
с использованием в качестве индентора
стального шарика диаметром 2,5 мм. Удельное электросопротивление сплавов измерялось с помощью микроомметра БСЗ-010-2
(АО «НИИЭМП», Пенза, Россия) при комнатной температуре на цилиндрических образцах диаметром 6 мм. Расстояние между
клеммами, на которых устанавливался образец, составляло 21,8 мм, погрешность измерений не превышала 0,7%.
Механические свойства исследуемых
сплавов определяли после гомогенизации.
Испытания проводили при комнатной температуре на универсальной испытательной
машине Instron 3382 (Instron, Illinois Tool
Works Inc., Хай-Уиком, Великобритания) со
скоростью нагружения 1 мм/мин путем растяжения цилиндрических образцов диаметром 5 и рабочей длиной 28 мм.
Результаты исследования и их обсуждение. На фиг. 1 показаны микроструктуры
сплавов в литом состоянии. Наряду со светлым магниевым твердым раствором (Mg)
во всех сплавах присутствовала неравновесная интерметаллидная фаза темного цвета,
Для проведения ТО полученных слитков
сплавов определяли температуры фазовых
превращений методом дифференциальнотермического анализа (ДТА) на дифференциальном сканирующем калориметре DSC
404 F3 Pegasus® фирмы NETZSCH (Зельб,
Германия) в защитной среде аргона высокой
чистоты в корундовых (Al2O3) тиглях. Масса исследуемых образцов составляла ~10 мг.
Образцы нагревали в диапазоне температур
от 20 до 600 С со скоростью 10 С/мин.
Микроструктуру сплавов исследовали в
литом, гомогенизированном, а также в дополнительно состаренном состояниях на оптическом микроскопе ADF I350 (ADF OPTICS
Co. Ltd, Ханчжоу, Китай) в световом поле
после химического травления с использованием 30%-ной H3PO4 в спирте для выявления структурных составляющих. Распределение элементного состава изучали с помощью сканирующего электронного микроскопа JSM-7001F (JEOL, Япония), оборудованного энергодисперсионным спектрометром.
Кинетику распада магниевого твердого
раствора сплавов после гомогенизации изучали методами измерения твердости и удельного электросопротивления в процессе изотермического старения при температурах 175,
200, 225 и 250 C с выдержками длительноФиг. 1. Микроструктуры сплавов в литом состоянии: а — Mg-4,2%Y-4,4%Gd-2%Sm-0,3%Zr;
б — Mg-4,9%Y-4,5%Gd-1,8%Sm-1,2%Sc-0,9%Zr; в — Mg-4,7%Y-4,5%Gd-2,1%Sm-0,6%Zn-0,8%Zr;
г — Mg-5,1%Y-4,3%Gd-2,2%Sm-1,1%Zn-1,3%Sc-0,8%Zr
5
„Металлы“. № 5. 2024 г.

Фиг. 2. Дифференциальные кривые с эндотермическим эффектом, записанные для сплавов: Mg-5%Y-4,4%Gd-2%Sm-1%Zn-1,1%Zr (1);
Mg-4,9%Y-4,5%Gd-1,8%Sm-1,2%Sc-0,9%Zr (2);
Mg-4,9%Y-4,5%Gd-1,8%Sm-2,1%Sc-0,7%Zr (3);
Mg-5,1%Y-4,3%Gd-2,2%Sm-1,1%Zn-1,3%Sc0,8%Zr (4)
богатая РЗМ и имеющая морфологию «fish
bone» эвтектического типа. Как установлено при изучении фазовых равновесий в системе Mg-Y-Gd-Sm [23], в равновесии с магниевым твердым раствором могут находиться соединения Mg41Sm5 и Mg24(Y,Gd)5; иттрий, гадолиний и самарий при этом растворяются в их соединениях между собой и с
магнием. Учитывая количество РЗМ и морфологию фазы, предположили, что в сплаве
без добавок цинка и скандия (см. фиг. 1, а)
совместно с магниевым твердым раствором
(Mg) присутствует интерметаллидная фаза
Mg24(Y,Gd,Sm)5. На фиг. 1, б представлена
микроструктура литого сплава с добавкой
1,2% Sc. Различий в структурах сплавов с
добавками скандия в количестве 1,2 и 2,1%,
а также сплава без дополнительных добавок
не наблюдалось. При исследовании системы
Mg-Y-Sc [46] показано, что скандий имеет
значительную растворимость в твердом магнии и практически не растворяется в соединении Mg24Y5. Вероятно, что в этих сплавах
скандий присутствует лишь в составе твердого раствора (Mg). В сплавах же с добавкой
цинка, в том числе совместно со скандием,
помимо магниевого твердого раствора (Mg)
и соединения Mg24(Y,Gd,Sm)5, в котором также может растворяться цинк, присутствовала пластинчатая фаза (фиг. 1, в, г). На основании данных работы [34] можно полагать,
что эта пластинчатая фаза обогащена цинком и является тройным соединением
Mg12Zn(Y, Gd, Sm), или так называемой LPSOфазой.
Для приведения структуры литых сплавов в равновесное состояние путем гомогенизации слитков необходимо было определить температуры фазовых превращений,
протекающих в сплаве. На фиг. 2 представлены результаты ДТА сплавов с цинком,
скандием и совместной добавкой (Zn + Sc).
Температуру гомогенизации следовало рассматривать на ~20 С ниже установленных
температур фазового перехода. Ранее было
установлено [23], что в системе Mg-Y-Gd-Sm
в области сплавов, богатых магнием, при
536 С имеет место четырехфазное нонвариантное превращение переходного типа. Из
полученных дифференциальных кривых
можно видеть, что в сплавах с добавкой цинка, в том числе совместной со скандием, температура фазового превращения понижается, тогда как в сплавах только со скандием
она возрастает. В табл. 2 приведены результаты определения температур фазовых превращений и выбранные в соответствии с
ними температуры гомогенизации. Для сплава 
Mg-4,7%Y-4,5%Gd-2,1%Sm-0,6%Zn0,8%Zr с меньшей добавкой цинка (0,6%) ДТА
Таблица 2
Температуры фазовых превращений tф.п в сплавах
и выбранные температуры гомогенизации tгом
в
а
л
п
С
t
п
.
ф , C
t
м
о
г
, C
r
Z
%
3
,
0
-
m
S
%
2
-
d
G
%
4
,
4
-
Y
%
2
,
4
-
g
M
]
3
2
[
6
3
5
5
1
5
r
Z
%
8
,
0
-
n
Z
%
6
,
0
-
m
S
%
1
,
2
-
d
G
%
5
,
4
-
Y
%
7
,
4
-
g
M
—
0
0
5
r
Z
%
1
,
1
-
n
Z
%
1
-
m
S
%
2
-
d
G
%
4
,
4
-
Y
%
5
-
g
M
1
,
1
2
5
0
0
5
r
Z
%
9
,
0
-
c
S
%
2
,
1
-
m
S
%
8
,
1
-
d
G
%
5
,
4
-
Y
%
9
,
4
-
g
M
5
,
9
4
5
0
3
5
r
Z
%
7
,
0
-
c
S
%
1
,
2
-
m
S
%
8
,
1
-
d
G
%
5
,
4
-
Y
%
9
,
4
-
g
M
6
,
8
4
5
0
3
5
r
Z
%
8
,
0
-
c
S
%
3
,
1
-
n
Z
%
1
,
1
-
m
S
%
2
,
2
-
d
G
%
3
,
4
-
Y
%
1
,
5
-
g
M
5
,
1
2
5
0
0
5
6
„Металлы“. № 5. 2024 г.

Фиг. 3. Микроструктуры сплавов после гомогенизации: а — Mg-4,2%Y-4,4%Gd-2%Sm-0,3%Zr;
б — Mg-4,9%Y-4,5%Gd-1,8%Sm-1,2%Sc-0,9%Zr; в — Mg-5%Y-4,4%Gd-2%Sm-1%Zn-1,1%Zr; г — Mg-5,1%Y4,3%Gd-2,2%Sm-1,1%Zn-1,3%Sc-0,8%Zr
структуре: сплавы Mg-5%Y-4,4%Gd-2%Sm1%Zn-1,1%Zr (фиг. 3, в) и Mg-5,1%Y4,3%Gd-2,2%Sm-1,1%Zn-1,3%Sc-0,8%Zr
(фиг. 3, г) выглядят идентичными.
Для многокомпонентного сплава Mg5,1%Y-4,3%Gd-2,2%Sm-1,1%Zn-1,3%Sc0,8%Zr с помощью сканирующего электронного микроскопа проводили построение карт
элементного состава и определяли состав
видимых фаз. На фиг. 4 представлены микроструктура сплава в гомогенизированном
состоянии в режиме вторичной электронной
эмиссии, средний состав фаз, определенный
по пяти спектрам, и распределение элементов в исследуемой области. На микроструктуре магниевый твердый раствор (Mg) имеет темный цвет, тогда как вторая фаза (LPSO),
богатая более тяжелыми РЗМ и цинком, —
светлая. Согласно полученным результатам
в обеих фазах присутствовал каждый из компонентов сплава, за исключением -Zr, дисперсные кристаллы которого существуют
отдельно. В твердом растворе на основе магния (Mg) наибольшую растворимость имеет
иттрий (~1,27 ат.%), немного меньше растворяются гадолиний (~0,77 ат.%) и скандий
(~0,51 ат.%), а затем самарий (~0,37 ат.%)
и цинк (~0,30 ат.%); доля магния составила
не проводили, однако температура гомогенизации была выбрана такой же (500 C), как
и для сплава с большим его содержанием
(1%). Длительность выдержки при гомогенизации для всех сплавов составляла 12 ч с
последующим охлаждением на воздухе. В
сплавах магния с РЗМ охлаждение на воздухе обеспечивает скорость охлаждения, препятствующую протеканию распада пересыщенного твердого раствора.
На фиг. 3 показана микроструктура сплавов в гомогенизированном состоянии. Гомогенизация при выбранных температурах
привела к полному растворению богатой РЗМ
фазы эвтектического типа Mg24(Y,Gd,Sm)5 во
всех сплавах. В сплаве без добавок цинка и
скандия (фиг. 3, а) и в сплавах только с добавкой скандия (фиг. 3, б) структура состояла из светлых зерен магниевого твердого
раствора (Mg) с отдельными небольшими черными кристаллами -Zr, другие фазы отсутствовали. В сплавах с цинком (фиг. 3, в) после гомогенизации сохранилась пластинчатая
LPSO-фаза, которая стала крупнее, более четко очерченной и местами имела блочную
морфологию. Стоит отметить, что присутствие
скандия в сплаве, содержащем цинк (фиг. 3,
г), не привело к видимым изменениям в
7
„Металлы“. № 5. 2024 г.

)
g
M
(
O
S
P
L
%
.
с
а
м
%
.
т
а
%
.
с
а
м
%
.
т
а
g
M
1
8
,
7
8
9
7
,
6
9
4
8
,
0
7
6
2
,
0
9
Y
2
2
,
4
7
2
,
1
2
1
,
0
1
4
5
,
3
d
G
4
5
,
4
7
7
,
0
0
4
,
7
6
4
,
1
m
S
7
0
,
2
7
3
,
0
0
4
,
3
0
7
,
0
n
Z
0
5
,
0
0
3
,
0
7
7
,
7
0
7
,
3
c
S
5
8
,
0
1
5
,
0
8
4
,
0
3
3
,
0
Фиг. 4. Микроструктура сплава Mg-5,1%Y-4,3%Gd-2,2%Sm-1,1%Zn-1,3%Sc-0,8%Zr, полученная в
режиме вторичной электронной эмиссии; состав фаз по результатам рентгеноспектрального микроанализа и картирование элементного состава
96,79 ат.%. Указанный состав магниевого
твердого раствора (Mg) после гомогенизации
можно считать предельно насыщенным. В
фазе LPSO больше всего растворились цинк
(~3,70 ат.%) и иттрий (~3,54 ат.%), затем гадолиний (~1,46 ат.%) и менее всего — самарий (~0,70 ат.%) и скандий (~0,33 ат.%). Стоит отметить, что растворимость скандия выше
именно в магниевом твердом растворе, чем
в богатой РЗМ и цинком фазе, тогда как иттрий, гадолиний и самарий в ней растворяются в ~2 раза больше, а цинк — в ~12 раз.
В гомогенизированном состоянии определяли механические свойства сплавов при
испытаниях на растяжение при комнатной
температуре. Результаты механических испытаний представлены в табл. 3. С увеличением содержания цинка предел прочности
и относительное удлинение возрастали, так
что добавка цинка в целом могла способствовать повышению предела прочности и пластичности сплава Mg-Y-Gd-Sm-Zr в гомогенизированном состоянии. Скандий с повышением его содержания скорее снижал как
прочностные, так и пластические характеристики. Сплав, содержащий как цинк, так и
скандий, показал такой же уровень механических характеристик, как и сплав, не содержащий добавок цинка и скандия.
Поскольку в целом гомогенизация обеспечила образование пересыщенного магниевого твердого раствора, предполагался возможным его распад при последующем старении,
который должен сопровождаться дополнительным упрочнением. Влияние цинка, скандия и их совместной добавки (Zn + Sc) на
упрочнение сплава Mg-Y-Gd-Sm-Zr за счет
распада пересыщенного магниевого твердо8
„Металлы“. № 5. 2024 г.

Таблица 3
Механические свойства сплавов в гомогенизированном состоянии
при испытаниях на растяжение при комнатной температуре
в
а
л
п
С
в

2
,
0
%
,
а
П
М
r
Z
%
3
,
0
-
m
S
%
2
-
d
G
%
4
,
4
-
Y
%
2
,
4
-
g
M
5
1
2
7
2
8
1
4
4
,
2

9
,
0
r
Z
%
8
,
0
-
n
Z
%
6
,
0
-
m
S
%
1
,
2
-
d
G
%
5
,
4
-
Y
%
7
,
4
-
g
M
1
3
2
3
8
8
1
5
8
,
2

4
,
0
r
Z
%
1
,
1
-
n
Z
%
1
-
m
S
%
2
-
d
G
%
4
,
4
-
Y
%
5
-
g
M
5
4
2
8
1
7
8
1
1
2
,
5

9
,
2
r
Z
%
9
,
0
-
c
S
%
2
,
1
-
m
S
%
8
,
1
-
d
G
%
5
,
4
-
Y
%
9
,
4
-
g
M
5
1
2
2
2
8
1
7
1
9
,
1

2
,
0
r
Z
%
7
,
0
-
c
S
%
1
,
2
-
m
S
%
8
,
1
-
d
G
%
5
,
4
-
Y
%
9
,
4
-
g
M
1
8
1
6
1
7
7
1
4
1
6
,
0

3
,
0
r
Z
%
8
,
0
-
c
S
%
3
,
1
-
n
Z
%
1
,
1
-
m
S
%
2
,
2
-
d
G
%
3
,
4
-
Y
%
1
,
5
-
g
M
0
2
2
7
2
8
7
1
1
1
,
2

1
,
1
го раствора изучали методами измерения
твердости и удельного электросопротивления
в процессе старения при температурах 175,
200, 225 и 250 С (фиг. 5). При всех рассматриваемых температурах старения наблюдалось упрочнение сплавов с повышением твердости и снижением удельного электросопротивления. Ход кривых изменения твердости являлся типичным для магниевых сплавов с РЗМ иттриевой подгруппы [5]. Он характеризовался небольшим повышением
твердости на начальной стадии старения и
резким ее повышением до максимума при
увеличении длительности старения. При самой низкой температуре старения 175 С
максимум твердости всех сплавов в рассматриваемом интервале выдержек до 216 ч не
достигался. Значения твердости для сплавов
с 0,6 и 1% Zn мало различались между собой, но были больше, чем в сплаве без добавок. При этом добавка цинка не меняла характер кинетики старения и длительность
каждой из ее стадий. Значения удельного
электросопротивления в сплавах с цинком
были достаточно близки между собой как для
сплавов с разным его содержанием, так и для
сплава без добавок. Это говорит о том, что
цинк мало насыщает магниевый твердый
раствор и в основном присутствует в тройном соединении LPSO-фазы. По мере увеличения длительности старения удельное
электросопротивление плавно снижалось,
свидетельствуя об обеднении матрицы магниевого твердого раствора в результате его
распада при формировании богатых РЗМ
выделений. В сплавах с добавками 1,2 и
2,1% Sc при 175 С стадия небольшого повышения твердости была более длительной,
твердость начинала значительно возрастать
лишь после выдержки 128 ч. В то же время
в сплаве Mg-Y-Gd-Sm-Zr без дополнительных
добавок вторая стадия повышения твердости
начиналась с выдержки 32 ч. Удельное электросопротивление возрастало в зависимости
от содержания скандия последовательно от
сплава без добавок к сплаву с 1,2% Sc и от
сплава с 1,2% Sc к сплаву с 2,1% Sc, однако
в общем снижалось с увеличением длительности старения в результате распада пересыщенного твердого раствора. Поведение
сплава с совместной добавкой (Zn + Sc) при
старении сочетало в себе характер упрочнения сплавов с цинком и скандием. Уровень
твердости соответствовал твердости сплава с
1% Zn, но стадия заметного ее повышения
смещалась в сторону более длительных выдержек. Значения удельного электросопротивления сплава с 1,1% Zn и 1,3% Sc были
практически одинаковыми со значениями 
для сплава с 1,2% Sc.
При температуре старения 200 С в обоих сплавах с добавкой цинка на кривых изменения твердости достигался максимум, который соответствовал выдержке 64 ч. Значения твердости сплава с меньшим содержанием цинка (0,6%) оказались несколько
выше, чем в сплаве с добавкой 1% Zn. В целом цинк не обеспечил дополнительного
упрочнения сплава Mg-Y-Gd-Sm-Zr в области значительного возрастания твердости.
Твердость сплавов с цинком была несколько выше, чем у сплава без добавок, лишь при
небольших значениях выдержки при старении (до 8 ч), когда упрочнение сплавов в результате распада невелико. В сплавах со
скандием максимум твердости при 200 С в
9
„Металлы“. № 5. 2024 г.

Фиг. 5. Влияние добавок Zn, Sc и (Zn + Sc) на изменение твердости НВ62,5 и удельного электросопротивления  сплава Mg-Y-Gd-Sm-Zr в процессе старения при температурах 175, 200, 225 и 250 C
10
„Металлы“. № 5. 2024 г.